(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、
Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、
Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、
Mo：0.05質量％以上0.5質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、
Ｏ：0.0015質量％以下および
Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
０＜Ｅｃ≦0.25
を満足する成分組成であり、かつ下記（２）式にて定義される偏析度が2.8以下であることを特徴とする軸受鋼。
記
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］  …（１）
但し、［  ］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
ＣMo(max)／ＣMo(ave)≦2.8  …（２）
但し、ＣMo(max)はMoの強度値の最大値並びに、ＣMo(ave)はMoの強度値の平均値
【請求項２】
上記成分組成に加えて、さらに、
Cu：0.005質量％以上0.5質量％以下および
Ni：0.005質量％以上1.00質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の軸受鋼。
【請求項３】
上記成分組成に加えて、さらに、
Ｗ：0.001質量％以上0.5質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Ti：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Zr：0.001質量％以上0.1質量％以下および
Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の軸受鋼。
【請求項４】
上記成分組成に加えて、さらに、
Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする請求項１から３のいずれかに記載の軸受鋼。
【請求項５】
下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
０＜Ｅｃ≦0.25
を満足する、請求項１から４のいずれかに記載の成分組成を有する軸受鋼材を、1150℃以上1350℃未満の温度域で１０時間超加熱し、下記（２）式にて定義される偏析度を2.8以下とすることを特徴とする軸受鋼の製造方法。
記
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］  …（１）
但し、［  ］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
ＣMo(max)／ＣMo(ave)≦2.8  …（２）
但し、ＣMo(max)はMoの強度値の最大値並びに、ＣMo(ave)はMoの強度値の平均値
【請求項６】
Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、
Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、
Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、
Mo：0.05質量％以上0.5質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、
Ｏ：0.0015質量％以下および
Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
０＜Ｅｃ≦0.25
を満足する成分組成であり、かつ下記（２）式にて定義される偏析度が2.8以下であることを特徴とする軸受用造塊材。
記
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］  …（１）
但し、［  ］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
ＣMo(max)／ＣMo(ave)≦2.8  …（２）
但し、ＣMo(max)はMoの強度値の最大値並びに、ＣMo(ave)はMoの強度値の平均値
【請求項７】
上記成分組成に加えて、さらに、
Cu：0.005質量％以上0.5質量％以下および
Ni：0.005質量％以上1.00質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項６に記載の軸受用
造塊材。
【請求項８】
上記成分組成に加えて、さらに、
Ｗ：0.001質量％以上0.5質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Ti：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Zr：0.001質量％以上0.1質量％以下および
Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項６または７に記載の軸受用造塊材。
【請求項９】
上記成分組成に加えて、さらに、
Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする請求項６から８のいずれかに記載の軸受用造塊材。
【請求項１０】
下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
０＜Ｅｃ≦0.25
を満足する、請求項６から９のいずれかに記載の成分組成を有する軸受用造塊材を、1150℃以上1350℃未満の温度域で１０時間超加熱し、下記（２）式にて定義される偏析度を2.8以下とすることを特徴とする軸受用造塊材の製造方法。
記
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］  …（１）
但し、［  ］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
ＣMo(max)／ＣMo(ave)≦2.8  …（２）
但し、ＣMo(max)はMoの強度値の最大値並びに、ＣMo(ave)はMoの強度値の平均値
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、風力発電、輸送機械、電気機械および精密機械や、その他一般産業機械などに用いられる軸受の素材として好適な、優れた転動疲労寿命特性を有する軸受鋼とその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
この種の軸受鋼としては、高炭素クロム鋼（JIS  Ｇ4805規格  ＳＵＪ２）が多く利用されている。一般に、軸受鋼は、転動疲労寿命特性に優れることが重要な性質の一つであるが、この転動疲労寿命は、鋼中の非金属介在物あるいは共晶炭化物によって低下するものと考えられている。
【０００３】
最近の研究では、転動疲労寿命の低下に及ぼす影響として、鋼中の非金属介在物の影響が最も大きいと考えられており、鋼中酸素量の低減を通じて非金属介在物の量および大きさを制御することによって、軸受寿命を向上させる方策がとられてきた。
例えば、特許文献１および２などの提案があり、これらは、鋼中の酸化物系非金属介在物の組成、形状あるいは分布状態をコントロールする技術であるが、非金属介在物の少ない軸受鋼を製造するには、高価な溶製設備あるいは従来設備の大幅な改造が必要であり、経済的な負担が大きいという問題がある。
【０００４】
さらに、特許文献３では、炭素の中心偏析率並びに鋼中の酸素量および硫黄含有量を制御することによって、転動疲労寿命特性を向上させようとする技術であるが、前述したように、酸素含有量を更に減少させ、更なる非金属介在物の少ない軸受鋼を製造するためには、高価な溶製設備あるいは従来設備の大幅な改造が必要であり、経済的な負担が大きいことが問題になる。
【０００５】
そこで、鋼中の非金属介在物の低減のみならず、鋼中の共晶炭化物を低減することについても注目されてきている。例えば、高炭素クロム鋼は、0.95質量％以上のＣを含有し非常に硬質であり、鋼の耐摩耗性は良好ではあるものの、鋳片中心部に発生する偏析（以下、中心偏析と略す）の程度が高くなり、さらには鋳片中に巨大な共晶炭化物が生成するため、転動疲労寿命を低下させる問題があった。そのため、鋳片中央部を打ち抜いて廃材とするか、長時間の拡散処理（以下、ソーキングと略す）を実施し、これらを十分に消散させてから用いられている。
【０００６】
このような偏析の問題に関して、特許文献４には、Ｃ：0.6〜1.2質量％など特定の成分組成を有し、線状または棒状圧延材における軸心を通る縦断面の中心線において、該縦断面の軸心を含み該軸心線から片側に夫々Ｄ/８（Ｄ：該縦断面の幅）以内の中心領域に現れる、厚さ２μｍ以上の炭化物の総断面積を、前記縦断面積に対して0.3％以下とする方法が開示されている。さらに、同文献には、転動疲労寿命特性に及ぼす巨大炭化物量の影響が定量的に明らかにされ、転動疲労寿命を低下させる巨大共晶炭化物が鋼中に残存することを示している。
【０００７】
特許文献５では、Ｃ：0.50〜1.50質量％およびSb：0.0010〜0.0150質量％などの特定の成分組成を有し、脱炭層の形成が少なく、熱処理生産性に優れた軸受鋼が開示されている。同文献では、Sbを添加することで、鋼の脱炭層の形成が少なく、熱処理後の切削あるいは研削工程の省略による熱処理生産性の向上を目的としているが、Sｂは人体に対して強い毒性の疑いがあるため、その適用には慎重さが求められる。また、Sbを添加すると中心偏析部にSbが濃化し、中心偏析を悪化させる。Sbが濃化した部分では、局所的な硬化を生じるため、母材との硬度差が生じ、転動疲労破壊の起点となり、転動疲労寿命の低下をもたらす可能性がある。
【０００８】
ここで、高炭素クロム軸受鋼の鋳造時に生じる中心偏析および該中心偏析部に生じる巨大共晶炭化物を消散するため、例えば、特許文献６には、鋳造材を一旦圧延してビレットにし、このビレットをソーキングする方法が開示されている。
【０００９】
しかしながら、ソーキング中の鋼中温度は不均一であるため、部分的にソーキング温度が固相線を超える温度になった場合、再び部分的に溶解が始まり、共晶反応を起こして更なる巨大共晶炭化物が生成するという問題点もあった。
【００１０】
そのため、軸受の用途によっては、上述した高炭素クロム鋼ではなく、低炭素合金鋼を使用する場合がある。例えば、肌焼き鋼は、高炭素クロム鋼に次いで多く利用されている。しかし、肌焼き鋼は、Ｃ量を0.23質量％以下とし、必要な焼入れ性と機械的強度を得るために適量のMn、Cr、MoおよびNiなどが添加され、疲労強度向上の観点から、浸炭または浸炭窒化処理により表面を硬化させている
【００１１】
例えば、特許文献７には、Ｃ：0.10〜0.35％などの、特定の化学組成を有し、Ｑ＝34140−605［％Si］＋183［％Mn］＋136［％Cr］＋122［％Mo］で定義される、鋼中の炭素拡散の活性化エネルギーを34000kcal以下とすることにより、短時間で浸炭可能な肌焼鋼が
開示されている。
【００１２】
同様に、特許文献８には、Ｃ：0.1〜0.45％などの、特定の化学組成を有し、浸炭層のオーステナイト結晶粒度が７番以上、表面の炭素含有量が0.9〜1.5％であり、表面の残留オーステナイト量が25〜40％である転動疲労特性に優れた浸炭材に関する技術が開示されている。
【００１３】
しかしながら、上述した浸炭あるいは浸炭窒化を行うことによって、転動疲労寿命特性が向上するものの、製造コストの上昇を招いたり、歪や寸法変化が大きくて歩留まりが低下するため、製品コストの上昇を招くことが問題であった。
また、軸受鋼の用途によっては大断面化が必要になるため、浸炭あるいは浸炭窒化を行う設備の大幅な改造が必要であり、経済的な負担が大きいことも問題となる。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１４】
【特許文献１】特開平１−３０６５４２号公報
【特許文献２】特開平３−１２６８３９号公報
【特許文献３】特開平７−１２７６４３号公報
【特許文献４】特許第３００７８３４号公報
【特許文献５】特開平５−２７１８６６号公報
【特許文献６】特開平３−７５３１２号公報
【特許文献７】特許第４０６６９０３号公報
【特許文献８】特許第４０５０８２９号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１５】
さて、風力発電、輸送機械、その他一般産業機械は年々大型化しており、これらに用いる軸受鋼の更なる大断面化が急務となっていた。この軸受鋼の大断面化には、従来、連続鋳造で製造されていた素材を造塊法にて製造することによって、小断面から大断面まで対応することが可能となるが、この造塊法で製造された鋼(以下、造塊材と言う）では、Ｖ
偏析部や逆Ｖ偏析部のような偏析部に巨大な共晶炭化物が生成することが、特に問題となる。なぜなら、造塊材は、連続鋳造材の場合と比較して偏析度合いが高く、従って、巨大な共晶炭化物の生成頻度も高くなるため、共晶炭化物の生成を抑制することが重要になる。
そこで、本発明は、連続鋳造材の場合は勿論、特に造塊材による軸受鋼にあっても、上記した偏析部における共晶炭化物の生成を抑制する方途について提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１６】
発明者らは、前記課題を解決する手段について鋭意究明したところ、従来の軸受鋼に対して、Ｃ、Si、Mn、CrおよびAlの添加量を適正化するとともに、新たに共晶炭化物生成指数および偏析度を導入し、その値をも特定の範囲に限定するのが有利であることを知見した。すなわち、これらの限定によって、特に造塊材で問題となっていたＶ偏析部や逆Ｖ偏析部での巨大な共晶炭化物の生成を回避することができ、転動寿命特性に優れた軸受鋼を提供可能であることを新規に知見した。
すなわち、発明者らは、Ｃ、Si、Mn、Cr、AlおよびMo量を変化させ、かつ後述の（１）式で表される共晶炭化物生成指数Ｅｃ並びに、ＣMo(max)／ＣMo(ave)で定義されるMoの偏析度（ＣMo(max)はMoの強度値の最大値、ＣMo(ave)はMoの強度値の平均値）を変化させた軸受鋼を製作し、その組織および転動疲労寿命特性を鋭意調査した結果、造塊材であっても成分組成およびＥｃ値および偏析度が所定の範囲を満足する鋼であれば、鋼中に共晶炭化物が存在しない鋼を得ることができ、転動疲労寿命特性が向上することを見出し、本発明を完成するに至った。
【００１７】
本発明の要旨構成は、次のとおりである。
１．Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、
Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、
Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、
Mo：0.05質量％以上0.5質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、
Ｏ：0.0015質量％以下および
Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
０＜Ｅｃ≦0.25
を満足する成分組成であり、かつ下記（２）式にて定義される偏析度が2.8以下であることを特徴とする軸受鋼。
記
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］  …（１）
但し、［  ］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
ＣMo(max)／ＣMo(ave)≦2.8  …（２）
但し、ＣMo(max)はMoの強度値の最大値並びに、ＣMo(ave)はMoの強度値の平均値
【００１８】
２．上記成分組成に加えて、さらに、
Cu：0.005質量％以上0.5質量％以下および
Ni：0.005質量％以上1.00質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする前記１に記載の軸受鋼。  
【００１９】
３．上記成分組成に加えて、さらに、
Ｗ：0.001質量％以上0.5質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Ti：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Zr：0.001質量％以上0.1質量％以下および
Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１または２に記載の軸受鋼。
【００２０】
４．上記成分組成に加えて、さらに、
Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする前記１から３のいずれかに記載の軸受鋼。
【００２１】
５．下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
０＜Ｅｃ≦0.25
を満足する、前記１から４のいずれかに記載の成分組成を有する軸受鋼材を、1150℃以上1350℃未満の温度域で１０時間超加熱し、下記（２）式にて定義される偏析度を2.8以下とすることを特徴とする軸受鋼の製造方法。
記
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］  …（１）
但し、［  ］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
ＣMo(max)／ＣMo(ave)≦2.8  …（２）
但し、ＣMo(max)はMoの強度値の最大値並びに、ＣMo(ave)はMoの強度値の平均値
【００２２】
６．Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下、
Si：0.15質量％以上0.50質量％未満、
Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下、
Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下、
Mo：0.05質量％以上0.5質量％以下、
Ｐ：0.025質量％以下、
Ｓ：0.025質量％以下、
Al：0.005質量％以上0.500質量％以下、
Ｏ：0.0015質量％以下および
Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
０＜Ｅｃ≦0.25
を満足する成分組成であり、かつ下記（２）式にて定義される偏析度が2.8以下であるこ
とを特徴とする軸受用造塊材。
記
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］  …（１）
但し、［  ］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
ＣMo(max)／ＣMo(ave)≦2.8  …（２）
但し、ＣMo(max)はMoの強度値の最大値並びに、ＣMo(ave)はMoの強度値の平均値
【００２３】
７．上記成分組成に加えて、さらに、
Cu：0.005質量％以上0.5質量％以下および
Ni：0.005質量％以上1.00質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする前記６に記載の軸受用造塊材。
【００２４】
８．上記成分組成に加えて、さらに、
Ｗ：0.001質量％以上0.5質量％以下、
Nb：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Ti：0.001質量％以上0.1質量％以下、
Zr：0.001質量％以上0.1質量％以下および
Ｖ：0.002質量％以上0.5質量％以下
のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記６または７に記載の軸受用造塊材。
【００２５】
９．上記成分組成に加えて、さらに、
Ｂ：0.0002質量％以上0.005質量％以下
を含有することを特徴とする前記６から８のいずれかに記載の軸受用造塊材。
【００２６】
１０．下記（１）式にて定義される共晶炭化物生成指数Ｅｃが
０＜Ｅｃ≦0.25
を満足する、前記６から９のいずれかに記載の成分組成を有する軸受用造塊材を、1150℃以上1350℃未満の温度域で１０時間超加熱し、下記（２）式にて定義される偏析度を2.8以下とすることを特徴とする軸受用造塊材の製造方法。
記
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］  …（１）
但し、［  ］は括弧内の各成分の含有量（質量％）
ＣMo(max)／ＣMo(ave)≦2.8  …（２）
但し、ＣMo(max)はMoの強度値の最大値並びに、ＣMo(ave)はMoの強度値の平均値
【発明の効果】
【００２７】
本発明によれば、従来の軸受鋼に比べて遥かに優れた耐転動疲労寿命特性を有する軸受鋼を、安定して製造することが可能である。特に、造塊材の適用が許容されることから、小断面から大断面の軸受鋼の製造を実現することができ、風力発電機や輸送機械、その他一般産業機械の大型化にも寄与し、産業上有益な効果がもたらされる。
【図面の簡単な説明】
【００２８】
【図１】転動疲労寿命の評価結果をＥｃ値との関係として整理したグラフである。
【図２】転動疲労寿命の評価結果を偏析度（ＣMo(max)／ＣMo(ave)）との関係として整理したグラフである。
【図３】角鍛造後の鋼片からミクロ組織観察用サンプルを採取する際の採取位置と被検面サイズを示す図である。
【図４】丸鍛造後の鋼片からミクロ組織観察用サンプルを採取する際の採取位置と被検面サイズを示す図である。
【図５】ＥＰＭＡでの被検面積を示す図である。
【図６】ＥＰＭＡにおいてライン分析を実施する位置を示す図である。
【図７】角鍛造後の鋼片から転動疲労寿命評価用サンプルを採取する際の採取位置と試験片サイズを示す図である。
【図８】丸鍛造後の鋼片から転動疲労寿命評価用サンプルを採取する際の採取位置と被検面サイズを示す図である。
【図９】角鍛造後の鋼片から被削性評価用サンプルを採取する際の採取位置と試験片サイズを示す図である。
【図１０】丸鍛造後の鋼片から被削性評価用サンプルを採取する際の採取位置と試験片サイズを示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２９】
次に、本発明の軸受鋼について詳細に説明する。
まず、本発明の軸受鋼における成分組成の各成分含有量の限定理由から順に説明する。Ｃ：0.56質量％以上0.70質量％以下
Ｃは、鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上するのに有効な元素であり、本発明では0.56質量％以上含有させる。一方、0.70質量％を超えて含有すると、素材の鋳造中に巨大共晶炭化物が生成し、転動疲労寿命の低下を招く。以上のことから、Ｃ量は0.56質量％以上0.70質量％以下とする。
【００３０】
Si：0.15質量％以上0.50質量％未満
Siは、脱酸剤として、また、固溶強化により鋼の強度を高め、鋼の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、0.15質量％以上添加する。しかし、0.50質量％以上の添加は、鋼の被削性や鍛造性を劣化させる。また、鋼中の酸素と結合し、酸化物として鋼中に残存して転動疲労寿命特性の劣化を招く。さらに、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Siの上限は0.50質量％未満とする。
【００３１】
Mn：0.60質量％以上1.50質量％以下
Mnは、焼入れ性を向上し、鋼の強靭性を高め、鋼材の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、0.60質量％以上添加する。しかし、1.50質量％を超える添加は、被削性を低下させる。また、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Mnの上限は1.50質量％とする。
【００３２】
Cr：0.50質量％以上1.10質量％以下
Crは、Mnと同様に鋼の強靭性を高め、鋼材の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、0.50質量％以上添加する。しかし、1.10質量％を超える添加は、被削性を低下させるため、Crの上限は1.10質量％とする。
【００３３】
Mo：0.05質量％以上0.5質量％以下
Moは、焼入れ性や焼戻し後の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、0.05質量％以上添加する。しかし、0.5質量％を超える添加は、Ｖ偏析、逆Ｖ偏析あるいは中心偏析部にMoの濃化層を形成し、Moの偏析度を悪化させ、鋼材の耐転動疲労寿命特性の低下をまねくため、Moの上限は0.5質量％とする。
【００３４】
Ｐ：0.025質量％以下
Ｐは、鋼の母材靭性、転動疲労寿命を低下させる有害な元素であり、できるかぎり低減することが好ましい。特に、Ｐの含有量が0.025質量％を超えると、母材靭性および転動疲労寿命の低下が大きくなる。よって、Ｐは0.025質量％以下とする。好ましくは、0.020質量％以下である。なお、工業的にはＰ含有量を０％とすることは困難であり、0.002質量％以上含有されることが多い。
【００３５】
Ｓ：0.025質量％以下
Ｓは、非金属介在物であるMnSとして鋼中に存在する。軸受鋼は転動疲労の起点となり易い酸化物が少ないため、MnSが鋼中に多量に存在すると転動疲労寿命の低下を招く。従って、できるかぎり低減することが好ましく、本発明では、0.025質量％以下とする。好ましくは、0.020質量％以下である。なお、工業的にはＳ含有量を０％とすることは困難であり、0.0001質量％以上含有されることが多い。
【００３６】
Al：0.005質量％以上0.500質量％以下
Alは、脱酸剤として、また、窒化物として生成させオーステナイト粒を微細化し、靭性並びに転動疲労寿命特性を向上させるために添加される元素であり、0.005質量％以上添加する必要がある。しかし、0.500質量％を超えて添加すると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に存在するようになり、鋼の転動疲労寿命特性の低下を招く。また、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Al含有量の上限は0.500質量％とする。好ましくは、0.450質量％以下である。
【００３７】
Ｏ：0.0015質量％以下
Ｏは、SiやAlと結合し、硬質な酸化物系非金属介在物を形成するため、転動疲労寿命の低下を招く。従って、Ｏは可能な限り低い方が良く、0.0015質量％以下とする。なお、工業的にはＯ含有量を０％とすることは困難であり、0.0003質量％以上含有されることが多い。
【００３８】
Ｎ：0.0030質量％以上0.015質量％以下
Ｎは、Alと結合して窒化物系非金属介在物を形成し、オーステナイト粒を微細化し、靭性並びに転動疲労寿命特性を向上させるため、0.0030質量％以上添加する。しかし、0.015質量％を超えて添加すると、窒化物系介在物が鋼中に多量に存在するため、転動疲労寿命特性の低下を招く。また、鋼中で窒化物として生成しないＮ（フリーＮ）が多量に存在するようになり、靭性の低下を招くため、Ｎ含有量の上限は0.015質量％とする。好ましくは、0.010質量％以下とする。
【００３９】
共晶炭化物生成指数Ｅｃ：０＜Ｅｃ≦0.25
発明者らは、種々の成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶製し、得られた鋼塊について、共晶炭化物の有無を調査し、その結果に関してパラメータ（主影響元素）の選択を種々に変更して回帰計算を行ったところ、共晶炭化物の生成を抑制できる鋼組成として、以下の（１）式により定義される共晶炭化物指数Ｅｃ値が０＜Ｅｃ≦0.25を満足することが必要であるという知見を得た。
Ｅｃ＝（−0.07×［％Si］−0.03×［％Mn］＋0.04×［％Cr］−0.36×［％Al］＋0.79）−［％Ｃ］  …（１）
但し、[  ]は括弧内の各成分の含有量（質量％） 
さらに、発明者らは、表１に示す成分組成並びにＥｃ値に従って軸受鋼を作製し、転動疲労寿命特性を調査した。転動疲労寿命特性の調査は、後述の実施例と同様の試験方法で実施した。
なお、共晶炭化物の生成の有無、転動疲労寿命特性に及ぼす成分組成ならびにＥｃ値の影響を調査するため、軸受鋼の製造条件は同等にした。すなわち、転炉で溶製した後、造塊法で1350mm×1250mm断面（トップ側）、1280×830mm断面（ボトム側）の造塊材（イン
ゴット）とし、得られた造塊材を550mm角断面に鍛造し、1270℃で48時間の均熱処理を実施した。鍛造後の鋼片から、図３に示すように共晶炭化物生成有無観察およびＥＰＭＡマッピング用の試験片を、図７に示すように転動疲労試験片を、それぞれ採取し、後述する試験法で共晶炭化物の生成の有無、偏析度（ＣMo(max)／ＣMo(ave)）および転動疲労寿命特性をそれぞれ調査した。
ここで、試験片は、それぞれ鍛造後の鋼片の、造塊材のボトム側に相当する部分から採取した。さらに、鍛造後の鋼片から、図９に示すように、被削性評価用サンプルを採取し、後述する試験法で被削性の調査を行った。
【００４０】
【表１】
0005400089.tif 000002
【００４１】
転動疲労寿命の評価結果を表２に、この評価結果とＥｃ値との関係として整理したものを図１に、それぞれ示す。同図に示すように、Ｅｃ値が０以下の領域では、鋼中に巨大な共晶炭化物が生成しており、Ｅｃ値をこの領域で増加させても転動疲労寿命は基準材の水準からほとんど改善されていない。しかし、Ｅｃ値が０を超えると共晶炭化物が生成されなくなり、転動疲労寿命の急激な改善が見られる。ただし、Ｅｃ値が0.25超になると、却って添加するＣ量が少なくなるため、焼入れ後の鋼の強度が確保できなくなり、転動疲労寿命が低下した。
以上のことから、Ｅｃ値を０＜Ｅｃ≦0.25とすることによって、鋼中に共晶炭化物が生成することが無くなり、従って、転動疲労寿命特性が向上することが判明した。また、Ｅｃ値が本発明の範囲内であっても、Ｃ量が本発明の範囲外であるＡ−８、およびＭｎ量が本発明の範囲外であるＡ−１０は、鋼の強度が低下したため、転動疲労寿命が低下した。なお、被削性の評価は基準鋼に対する工具寿命比（各鋼No.の工具寿命／鋼No.Ａ−１の工具寿命）を求めることで行ったが、Ｅｃ値及び各成分元素の含有量が本発明の範囲内である鋼は、基準鋼に対して工具寿命は優れていることが確認できた。
【００４２】
【表２】
0005400089.tif 000003
【００４３】
ここで、上記のようにＥｃ値を規制して共晶炭化物のない鋼に調整したのは、上述したように、共晶炭化物が鋼中に生成すると、共晶炭化物を起点として転動疲労が発生するため、耐転動疲労寿命特性の低下を招くためである。
【００４４】
偏析度（ＣMo(max)／ＣMo(ave)）≦2.8
さらに、発明者らは、表３に示す成分組成並びにＥｃ値に従って軸受鋼を作製し、転動疲労寿命特性を調査した。転動疲労寿命特性は、後述の実施例と同様の試験方法で実施した。ここで、転動疲労寿命特性に及ぼす偏析度の影響を調査するため、Ｅｃ値および共晶炭化物の有無、製造条件は同じにして、Mo量を変化することで偏析度（ＣMo(max)／ＣMo(ave)）を変化させた。すなわち、転炉で溶製した後、造塊法で1350mm×1250mm断面（トップ側）、1280×830mm断面（ボトム側）の造塊材（インゴット）とし、得られた造塊材を800mm角断面に鍛造し、1270℃で48時間の均熱処理を実施した。その後、650mmの角断面に鍛造した。この鍛造後の鋼片から、図３に示すように共晶炭化物生成有無観察およびＥＰＭＡマッピング用の試験片、ならびに図７に示すように転動疲労試験片、図９に示すように被削性評価用試験片をそれぞれ採取し、後述する試験法で共晶炭化物の生成の有無、偏析度、転動疲労寿命特性および被削性をそれぞれ調査した。
【００４５】
【表３】
0005400089.tif 000004
【００４６】
偏析度並びに転動疲労寿命の評価結果を表４に、この評価結果と偏析度（ＣMo(max)／ＣMo(ave)）との関係として整理したものを図２に、それぞれ示す。同図に示すように、偏析度が2.8以下になると、転動疲労寿命が向上した。一方、偏析度が2.8超となると、偏析度が悪くなるため、却って転動疲労寿命が低下した。以上のことから、偏析度を2.8以下とすることによって、転動疲労寿命特性が向上することが判明した。なお、偏析度の下限は、1.0であることが好ましい。
ここで、転動疲労寿命に悪影響を及ぼす偏析が生じる元素として、Mo以外ではCr，Ｐ，Ｓが挙げられる。これらも偏析度を2.8以下とする必要があるが、これら元素はMoに比べて拡散速度が大きい。そのため、Moの偏析度を2.8以下とすれば、これら元素の偏析度は2.8よりも小さい値となる。したがってMoの偏析度のみに注目しこの値を特定した。なお、被削性の評価は基準鋼に対する工具寿命比を求めることで行ったが、偏析度及び各成分元素の含有量が本発明の範囲内である鋼は、基準鋼に対して工具寿命は優れていることが確認できた。
【００４７】
【表４】
0005400089.tif 000005
【００４８】
なお、本発明では、造塊法によって製造した造塊材であっても、共晶炭化物の生成を抑制することが可能であるから、造塊法によって製造される造塊材に適用すると特に効果がある。そして、素材を造塊材とすることで、小断面から大断面までの軸受け製品に対応することが可能となるという、効果もある。
【００４９】
さらに、上記した基本成分に加えて、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。
Cu：0.005〜0.5質量％およびNi：0.005〜1.00質量％のうちから選ばれる１種または２種
CuおよびNiは、焼入れ性や焼戻し後の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。このような効果を得るためには、CuおよびNiは0.005質量％以上添加することが好ましい。しかし、Cuは0.5質量％、Niは1.00質量％を超えて添加すると、却って鋼の被削性が低下するため、CuおよびNiは上記値を上限として添加することが好ましい。
【００５０】
同様に、本発明の軸受鋼では、強度を高めたり、鋼の転動疲労寿命特性を向上させたりするため、上記成分に加えてさらに、以下の成分を添加することができる。
Ｗ：0.001〜0.5質量％、Nb：0.001〜0.1質量％、Ti：0.001〜0.1質量％、Zr：0.001〜0.1質量％およびＶ：0.002〜0.5質量％のうちの１種または２種以上
Ｗ、Nb、Ti、ZrおよびＶは、いずれも焼入れ性や焼戻し後の鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。このような効果を得るためには、Ｗ、Nb、TiおよびZrは、それぞれ0.001質量％以上、Ｖは0.002質量％以上で添加することが好ましい。しかし、ＷおよびＶは0.5質量％、Nb、Ti、Zrは0.1質量％、を超えて添加すると、却って鋼の被削性が低下するため、これらの値を上限として添加することが好ましい。
【００５１】
Ｂ：0.0002〜0.005質量％
Ｂは、焼入れ性の増大により焼戻し後の鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を得るためには、0.0002質量％以上で添加することが好ましい。しかし、0.005質量％を超えて添加すると、加工性が劣化するため、Ｂは0.0002〜0.005質量％の範囲で添加することが好ましい。
【００５２】
本発明の軸受鋼においては、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。
【００５３】
次に、本発明の軸受鋼を製造する条件について説明する。
上記の成分組成を有する鋼は、真空溶解炉または転炉、さらには脱ガス工程などの公知の精錬法にて溶製し、次いで、造塊法あるいは連続鋳造法によって鋳片とされる。本発明では、特に共晶炭化物の析出し易い造塊法によって鋳片とする場合においても、共晶炭化物の生成を防止できるので、大型の鋳片を製造可能な造塊材に適用することも可能である。鋳片は、さらに圧延、鍛造等の成形工程を経て軸受部品とされる。
得られた鋳片の中心部にはＭｏの偏析が生じているので、上述したＭｏの偏析度を2.8
以下にまで低減させるための処理を行う必要がある。この処理として、以下に示す加熱処理が必要である。
加熱温度：1150℃以上1350℃未満
鋼の転動疲労寿命特性向上のために、中心偏析部でのＭｏの偏析度を低減する必要がある。また、造塊法にて鋳造した場合には、鋳片の中央付近には、鋳造方向の偏析（Ｖ偏析）、鋳造方向と逆方向の偏析（逆Ｖ偏析）が生じやすいが、所定条件で加熱を行うことにより、この偏析を低減させることもできる。加熱温度が1150℃未満の場合、偏析度の低減が小さく、上記効果を得ることができない。加熱温度が1350℃以上になると、偏析度が大きい部分で溶融が起こり、鋼材に割れが発生する。以上のことから加熱温度は1150℃以上1350℃未満とする。
【００５４】
加熱保持時間：10時間超
前述したとおり、鋼の転動疲労寿命特性向上のためには、Ｍｏの偏析度および、Ｖ偏析、逆Ｖ偏析を低減する必要がある。偏析度の低減のためには、加熱温度を高くすることが効果的であるが限界がある。したがって、10時間超の加熱保持を行い、偏析度を低減する。加熱保持時間が10時間以下の場合、偏析度の低減が小さく、上記した効果を得ることができない。そのために、本発明では、加熱保持時間を10時間超に限定した。
なお、加熱処理を複数回に分けて行ってもよく、この場合、各加熱処理における1150℃以上1350℃未満での保持時間の合計時間が10時間超となればよい。また、鋳片には熱間鍛造を行って所望の断面形状とされるが、上記した加熱処理は熱間鍛造を行うにあたっての鋳片の加熱段階（鍛造前加熱）で行ってもよいし、また、鍛造前加熱とは別に鋳片に加熱処理を行ってもよい。さらに、熱間鍛造後に上記の条件で加熱処理を行うようにしてもよい。
但し、軸受用造塊材として、Ｍｏ偏析度2.8以下を満足させる場合には、造塊後の鋳片について、加熱処理を行う必要がある。
【実施例１】
【００５５】
表５に示す成分組成を有する鋼を転炉により溶製し、次いで造塊法または連続鋳造法により表６に示すサイズの鋳片とし、表６に示す条件にて鍛造および加熱を施し、一辺の長さが650mmになる角断面の鋼片とした。この鍛造品について共晶炭化物の有無、偏析度、転動疲労寿命特性および被削性を、以下のように調査した。
【００５６】
【表５】
0005400089.tif 000006
【００５７】
【表６】
0005400089.tif 000007
【００５８】
［共晶炭化物の有無］
共晶炭化物の有無は、鍛造した鋼片の（Ｔ１/２，Ｔ２/２）部（中心部）および（Ｔ１/２，Ｔ２/４）部（Ｔ１＝Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図３参照）から延伸方向断面が観察面になるようにミクロ組織観察用サンプルを採取し、３％ナイタルで腐食後、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）にて倍率500倍で観察を行い、共晶炭化物の有無を調査した。なお、被検面積は10mm×10mmとした。
【００５９】
［偏析度］
偏析度は、上記した共晶炭化物生成の有無を評価した、ミクロ組織観察用サンプルを用いて、電子線マイクロアナライザ（以下、ＥＰＭＡと示す）を利用して求めた。ＥＰＭＡの測定条件は、ビーム径：30μｍφ、加速電圧：20ｋＶ、電流：４×10−７Ａにて、図５に示すように、サンプルの中央部６mm×６mmの面分析を行い、面分析を行った領域のうち、Mo強度値が高い部分を含む線上にて図６に示すようにライン分析を実施し、Moの強度の最大値ＣMo(max)と平均値ＣMo(ave)とを求めた。また、その強度の最大値と平均値との比ＣMo(max)／ＣMo(ave)をもって、偏析度と定義した。
【００６０】
［耐転動疲労寿命特性］
転動疲労寿命特性は、実際に鍛造、切削、焼入れ・焼戻しを行い、実際に使用して評価するのが好ましいが、これでは、評価に長時間を有する。そのため、転動疲労寿命特性の評価は、スラスト型の転動疲労寿命試験機により評価した。鍛造後の鋼片の（Ｔ１/２，Ｔ２/４）部（Ｔ１＝Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図７参照）より、60mmφ×5.3mmの円盤を切り出し、950℃に加熱後20分保持し、25℃の油にて焼入れを行い、その後、170℃に加熱後1.5時間保持する焼戻しを行い、60mmφ×５mmの円盤に平面研磨を行い試験面を鏡面に仕上げた。かくして得られた試験片は、スラスト転動疲労試験機を用いて、直径約38mmの円周上を鋼球が転がるようにし、5.8GPaのヘルツ最大接触応力がかかるようにして転動疲労試験に供した。
その評価は、試験片に剥離が発生するまでの応力負荷回数を10枚〜15枚の試験片に対して求め、ワイブル紙を用いて累積破損確率と応力負荷回数との関係で整理した後、累積破損確率10％(以下、Ｂ10寿命と示す)を求めた。このＢ10寿命が基準鋼（A−1：SUJ2相当鋼）に対して１０％以上向上した場合に、転動疲労寿命特性が向上したと判断した。
［被削性］
被削性は、実際に鍛造、切削、焼入れ・焼戻しを行い、さらに仕上切削を施して評価するのが好ましいが、これでは評価に長時間を要する。そのため、被削性の評価は、外周旋削試験により、以下のように評価した。鍛造後の鋼片の（Ｔ１/２，Ｔ２/４）部（Ｔ１＝Ｔ２は角鍛造した鋼片の辺の長さ：図９参照）より、60mmΦ×270mmの丸棒を切り出し、950℃に加熱後20分保持し、25℃の油にて焼入れを行った。その後、170℃に加熱後1.5時間保持する焼戻しを行った。かくして得られた試験片は、外周旋削試験機により被削性の評価を行った。外周旋削試験は、超硬（Ｐ10）の切削工具を用いて、潤滑剤なしで切削速度120mm/min、送り速度0.2m/rev、切り込み1.0mmで行い、工具の逃げ面摩耗量が0.2mmになるまでの時間を工具寿命として調査した。それぞれの鋼について得られた工具寿命を基準鋼（Ａ−１：SUJ2相当鋼）についての工具寿命の値で除すことで、寿命の低下度合（工具寿命＝工具寿命/SUJ2相当鋼の工具寿命）を評価した。この工具寿命が基準鋼に対して15％以上向上した場合に、被削性が向上したと判断した。
【００６１】
表７に共晶炭化物の有無、偏析度および転動疲労寿命特性試験の結果を示す。本発明に従う成分組成、Ｅｃ値および偏析度ＣMo(max)／ＣMo(ave)を満たす、No.２〜６、No.９〜１４およびNo.１９〜２４の鋼は、鋼中に共晶炭化物の存在が無く、偏析度も本発明の範囲内に制御され、良好な転動疲労寿命特性を有していることが分かる。これに対して、成分組成が本発明の範囲内であっても、製造条件が本発明の範囲を満足しないNo.７およびNo.８の鋼は、偏析度が大きくなり、耐転動疲労寿命特性が低下していることがわかる。また、成分組成が本発明の範囲を満たさないNo.１５〜１８の鋼は、製造条件が本発明の範囲内であっても、偏析度低減が小さく、耐転動疲労寿命特性が低下していることが分かる。
【００６２】
【表７】
0005400089.tif 000008
【実施例２】
【００６３】
表８に示す成分組成を有する鋼を転炉により溶製し、次いで造塊法によりインゴットとし、このインゴットを、表９に示す条件にて造塊材を製造し、得られた造塊材を、1270℃に加熱して15時間保持後、鍛造を実施し、一辺の長さが450〜750mmになる角断面の鋼片あるいは、直径が450〜800ｍｍになる丸断面の鋼片とした。次いで、鍛造後の鋼片を1270℃に加熱して20時間保持する熱処理を施した。
この鍛造品について共晶炭化物の有無、偏析度、転動疲労寿命特性、および、被削性を、上述の実施例１と同様に調査した。なお、試験片採取位置は、角断面の鋼片については上述した実施例１と同じである。丸断面の鋼片については、ミクロ組織観察用サンプルは、丸鍛造した鋼片のＤ／４部およびＤ／２部（Ｄは鋼片の直径：図４参照）から延伸方向断面が観察面となるように採取し、スラスト転動疲労試験の試験片は、鋼片のＤ／４部（Ｄは鋼片の直径：図８参照）より採取し、被削性調査用の試験片は鋼片のＤ／４部（Ｄは丸鍛造した鋼片の直径：図１０参照）より採取した。
【００６４】
【表８】
0005400089.tif 000009
【００６５】
【表９】
0005400089.tif 000010
【００６６】
表１０に共晶炭化物の有無、偏析度および転動疲労寿命特性試験の結果を示す。本発明に従う成分組成、Ｅｃ値および偏析度ＣMo(max)／ＣMo(ave)を満たす、Ｄ−１、Ｄ−２、Ｄ−４〜Ｄ−６、Ｄ−８およびＤ−１４〜Ｄ−１８の鋼は、鋼中に共晶炭化物の存在が無く、偏析度も本発明の範囲内に制御され、良好な転動疲労寿命特性を有していることが分かる。これに対して、成分組成が本発明の範囲内であっても、Ｅｃ値が本発明の範囲を満足しないＤ−３、Ｄ−７、Ｄ−１２の鋼は、鋼中に共晶炭化物が存在し、耐転動疲労寿命特性が低下していることがわかる。また、成分組成が本発明の範囲を満たさないＤ−９〜Ｄ−１１、Ｄ−１３およびＤ−１９〜Ｄ−２４の鋼は、耐転動疲労寿命特性が低下していることが分かる。Ｅｃ値は本発明の範囲であるが、Ｃｒ量が本発明の範囲外であるＤ−２０の鋼は、被削性が低下していることがわかる。
【００６７】
【表１０】
0005400089.tif 000011
【産業上の利用可能性】
【００６８】
本発明によれば、造塊法により転動疲労寿命特性に優れた軸受鋼を安価に製造することができ、産業上非常に価値の高い軸受鋼を提供できる。
【図１】
0005400089.tif 000012
【図２】
0005400089.tif 000013
【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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【図８】
0005400089.tif 000019
【図９】
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【図１０】
0005400089.tif 000021